Фазообразование и диффузия в тонких аморфных пленках Ni-Nb на кремнии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

'рз 0 2 з

московский

ордена октябрьской революции и ордена трудового красного знамени институт стали и сплавов

На правах рукописи

удк 536.425;539.219.3

БАРГ Александр Иосифович

ФАЗООБРАЗОВАНИЕ И ДИФФУЗИЯ В ТОНКИХ АМОРФНЫХ ПЛЕНКАХ N¡—N5 НА КРЕМНИИ

Специальность 01.04.07 — физика твердого тела

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва 1992

.Работа выполнена в Московском ордена Октябрьской Революции и ордена Трудового Красного Знамени институте стали и сплавов.

Научные руководители: доктор физико-математических наук, профессор Б. С. БОКШТЕЙН, кандидат физико-математических наук Н. В. РОЖАНСКИИ

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук Е. П. ДАНЕЛИЯ, кандидат физико-математических наук А. Ы. АЛЕШИН

в часов на заседании специализированного совета К 053.08.06 при Московском институте стали и сплавов по адресу: 117936, ГСП-1, Москва, Ленинский проспект, дом 6, ауд. 224.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов.

Автореферат разослан « » Л 1992 г.

Справки по телефону: 236-96-89

Ведущая организация: Институт физики твердого тела АН СССР

Защита диссертации состоится

Ученый секретарь специализированного совета кандидат физико-математических наук Я- М. МУК.ОВСК.ИЙ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

~ 'Актуальность работы. Металлизация- неотъемлемый элемент полупроводниковой технологии. Она служит для создания проводящих линий и внутренних контактов (омических или Шоттки). Материал, используемый для металлизации, должен обладать рядом свойств: низким сопротивлением, противостоять окисляпцей атмосфере, иметь хорошую адгезию, сохранять свои характеристики при работе прибора и т.д. Трудно подобрать металлы, подходящие со всех точек зрения; наиболее универсальным является алюминий.

Задачи по совершенствованию электронных материалов стимулировали исследования, связанные с изучением различных аспектов взаимодействия металлических пленок с кремнием (Ю.Д.Чистяков, S.P.Murarka). Так, технология схем высокой степени интеграции (БИО и СБИС) потребовало решения проблем, связанных с уменьшением • размеров полупроводниковых схем. Оказалось ' (J.M.Poate, K.N.Tu, J.W.Mayer), что уменьшение глубины залегания р-n перехода с 1 мкм до 0.2 мкм приводит к тому, что алюминий, легко диффундгчущий в кремний, разрушает р-n переход. Поэтому возникла идея создания ' промежуточного между подложкой и металлизирующим покрытием слоя, препятствующего взаимодействию между ними, то есть выполняющего роль диффузионного барьера (M.-A.Nicolet). При температурах приготовления и эксплуатации интегральных схем (<500 °С) диффузия преимущественно идет по границам зерен (D.Gupta), поэтому не имеющие их аморфные пленки были предложены в качестве диффузионных барьеров (J.D.Wiley et al.). Если диффузионное взаимодействие с аморфно/* тонкой пленкой не наступает или незначительно до температуры начала кристаллизации (Тк), послегняя является критерием устойчивости соответствующего барьера.

Из сказанного вытекает важность понимания механизма взаимо-

А

действия аморфных металлических пленок с кремниевой подложкой: природы и последовательности формирующихся фаз, их морфологии, кинетики процессов фазообразования и роста фаз.

Фазообразование при взаимодействии пленок сплавов, особенно аморфных, с подложкой изучалось и реке, и далеко не так обстоятельно, как в случаях чисто металлических пленок.

В результате взаимодействия металлических пленок с кремниевой подложкой образуются силициды, являющиеся важным элементом микроэлектронной технологии, так как обладают низким сопротивле-Ьием, высокой температурной стабильностью, позволяют достигать требуемых электрофизических свойств. Силицидный слой легко возникает- при изотермическом откиге в результате диффузии элементов пленки в подложку или наоборот.

Целью работы являлось исследование взаимодействия аморфных пленок сплава Ы1-МЬ с подложкой- монокристаллом кремния: определение температуры кристаллизации в зависимости от состава, идентифицирование фаз, анализ их морфологии, механизма и кинетики фазообразования, связи между кинетикой роста образующихся фаз и их морфологией.

Научная новизна и основные положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментально установлешше температуры кристаллизации тонких аморфных пленок сплава Ш-ИЬ разных составов в свободном состоянии и на подложке- монокристалле кремния.

2. ректифицирование фаз, сформировавшихся в результате взаимодействия пленки с подложкой.

3. Вывод о том, что обнаруженный силицид К1312 формируется в результате диффузия никеля в кремний, которая идет не по объему, а по межфазной границе силицид/кремний.

4. Вывод о том, что в процессе взаимодействия заметную роль

играет уровень напряжений в пленке, зависящий от регата нагрева при отжигах.

5. Количественная модель диффузионного роста силицидов, образующихся при взаимодействии тонких металлических пленок с кремнием в процессе отжига при постоянной температуре.

6. Вывода о кинетических законах и определяющих их факторах, сделанные на основании этой модели.

Практическая ценность. Результаты исследований могут быть использованы при создании диффузионных барьеров на основе аморфных пленок сплава Н1-№). Показаны варианты выбора режимов откйга при создании силицидных слоев. Кинетические законы, полученные при анализе предложенной модели, дают возможность оценить коэффициенты диффузии элементов при взаимодействии тонкой пленки с подложкой.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на:

1. XII Международной конференции по микроскопии, США, Сиэтл,

' 1990;

2. XIV Всесоюзной конференции По электронной микроскопии, Суздаль, 1990;

3. Международной конференции "Диффузия и дефекты", Москва, 1991; '

4. Научно-техническом семинаре "МикроматериаловедениеМосква, 1991.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключени и списка использо'чнных. источников. Общий объем работы составляет Р страниц, содержащих Я (з рисунков, & таблиц. В список использованных источников входят /Х^работ отечественных и зарубежных авторов.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Объекты и методика исследования. Для исследования мы выбрали систему: аморфная пленка сплава Nl-Nb на подложке- монокристаллическом Sl(IOO). Сплав Nl-Nb бывает аморфным, если молярная доля никеля в ней составляет 30-80 %. При этом Тк зависит от соотношения никеля и ниобия в сплаве и лежит в интервале 500-700 °С. Следовательно, есть составы сплава Ni-Nb, у которых выше температур, используемых в технологии изготовления интегральных схем, и,

поэтому, годящиеся для создания диффузионных барьеров. В случае i

фазового расслоения должен возникнуть однородный тонкий слой силицида N1, привлекательный с точки зрения электрофизических свойств. А тугоплавкий металл-.Nb может выполнять роль диффузионного барьера мевду силицидом и металлизирующем слоем.

В процессе исследований нас интересовала устойчивость потенциального диффузионного барьера на границе пленка/подложка, фазы, образующиеся в процессе взаимодействия пленки с кремниевой подложкой, их морфология, механизм фазообразования, кинетика процесса и ее связь с морфологией.

Для решения этих задач были использованы методы просвечивающей электронной микроскопии (ЮМ), рентгеноспектральный микроанализ (РСМД) и электронную озке-спектроскопию (ЭОС). В сочетании ати метода позволяют определить' и состав, и структуру, и морфологию объектов. Исследования методом ГОМ и РСМД проводились на микро. скопе PHILIPS-400T, оснащенном сканирующей приставкой и рентгеновским микроанализатором LINK-860. Оже-профили снимались на установке ESCALAB-5 с применением послойного ионного травления.

Пленки двух составов, находящихся в середине- Nl50Nb50 и на краю- Ni80Nb20 области аморфности толщиной ТО нм и 100 нм соответственно осаждались магнетронным распылением из мозаичной оише-ни на поверхность кремния ориентировки (100). Мозаичная мишень

г

представляла собой ниобиевый диск с вбитыми никелевыми "гвоздями". Напыление проводили на установке фирмы ALCATEL (скорость, напыления- 1 нм/с, давление аргона в камере приблизительно

Ю-1 - Па) на подложку, предварительно очшенную ионами аргона.

J

Собтав и толщину пленки определялись методом РСМА по программе TFOS (thin film on substrate), а аморфность контролировалась электронномикроскопиче ски.

Для исследования на просвет препарировали образцы двух типов: пленарные объекты и поперечные срезы. В первом случае электронный луч падает перпендикулярно поверхности раздела, а во втором- параллельно. На образцах поперечных срезов независимо контролировали толщину напыленных пленок, а также морфологию границ раздела.

Фазообразование при взаимодействии тонких аморфных металли-•ческих пленок сплава Nl-Nb с подложкой- монокристаллом кремния.

Были проведены две серии экспериментов.

В первой нагрев пленарных (специально препарирова. лых для анализа в просвечивающем микроскопе) образцов проводили непосредственно в колонне микроскопа (Р^Ю-4" Па)- In altu. Температуру поднимали ступенчато- 200, 300, 400, 450, 500 °С (±2 °С). а выше с шагом 25 °С. При каздой температуре образец выдерживали некоторое время для наблюдения протекающих превращений (суммарное время к началу кристаллизации составляло около двух с половиной часов). Е!цло установлено, что температура кристаллизации аморфной пленки Ni-Nb зависит от состава сплава и для Nl50Ift>50 Ткй 6Т5 °С, а для Nla0Nb,>0 ■ Ткэ525 °С. Кристаллизация пленок Nl5QNb50 и Ni0ONb2O проходила в соответствии с фазовой диагра\ - ой Ni-Nb и сопровождалась формированием нескольких фаз: Nl^Nb^, Nl^Iíb, и Nl^Nb, N1 соответственно. Взаимодействия с кремнием и образования силицидов не наблюдалось. Закристаллизовавшиеся пленки имели мелкодиспорс-

ную структуру.

Во второй серии экспериментов исходные массивные (непрепари-рованные) образцы отжигали ех-зНи в вакууме (РаЮ-3 Па) в течение одного часа при трех, температурах: Т^Т^ и Тэ>Т2>Тк для пленки данного состава. Поскольку, экспериментально установленные Тк пленок Ы150НЬ50 и Ш80Ш)20 составляли около 675 и 525 °С, нами были выбраны температуры отжигов: 560, 700. 770 °С и 400 , 560, 700 °0 соответственно. Подъем температуры до выбранной для отжига осуществлялся не ступенчато, а в сжатый отрезок времени (в течение 5-7 минут). Изображение в отраженных электронах показало, что отжиг при Т>Тк сопровождался формированием на поверхности пленки отдельных островков плотностью (1±0.3)-107 см-2, размером 1-3 мкм и преимущественно квадратной огранки.

Дифракционные картины от планарных объектов, приготовленных из образцов, отожженных ех-з1Ы, подтвердили аморфность пленок при Тотж='Г1 и выявили кристаллизацию с возникновением островковой морфологии при Тотх=Т2 и Тэ.

Последующий анализ поперечных срезов показал, что взаимодействие пленки с подложкой привело не к образованию однородного слоя силицида, а к формированию крупных включений двух типов, различающихся расположением относительно границы раздела пленка/подложка: выросшие в сторону свободной поверхности и выросшие в кремнии. Методами микродифракции и дифракции в сходящемся пучке было установлено, что для образцов т0О№>2О/$1 включения первого типа представляют собой, в основном, ШБКорторомб.), а включения в кремнии- М1312(куб.) (иногда встречается силицид Ш.5812); пленка же, расположенная меаду включениями, в основном состоит из зерен тройной фазы Для образцов Ш50ЫЪ50/81- включения

в основном Ш31£(куб.), а пленка состоит, главным образом, из зерен НЬ312.

Исследования образцов методами ПЭМ в сочетании с результатами РСМД привели к заключению, что наблюдавшаяся в отраженных элект^. нах островковая морфология явилась следствием формирования включений в кремнии- Н1312(куб.).

Для выяснения, по какому механизму (объемная или зерногра-ничная диффузия) происходит взаимодействие пленки с подложкой, были сняты оже-профили, позволяющие судить о концентрациошюм распределении элементов в направлении, нормальном к поверхности образца (скорость ионного распыления 4.0 нм/мин.). Анализ оже-профилей пленок обои составов показал, что отжиг ех-эНи в течение часа при Тотж=Т1 не сопровоадался пространственным перераспределением компонентов: с...э-профили- аналогичны полученным для исходных образцов. Отжига при Тотж=Т2 и Тэ привели к перераспределению элементов: в пленке появился кремний, а никель ушел глу-. боко в подложку.

Эти данные подтвердили микроскопические исследования. Следовательно, процесс взаимодействия сопровождается диффузи "! никеля вглубь подложки, ниобий остается сосредоточенным в пленке, а кре-• мний диффундирует в пленку. Однако, вид концентрационных профилей, построенных по результатам ЭОС, не позволял получить диффузионные параметры. Поэтому для ответа на вопрос, как диффундирует никель- по объему силицида или по его границам,- была проведена следующая оценка.

Диффузионный поток никеля в кремний (^), необходимый для образования наблюдаемых включений Л1312 среднего объема ^МБ! мкм3» определяется следующим выражением:

где т^з^ =114 г- молярная масса Щ312; е рг)з-31 = 4.83 г/см3- плотность;

ю

1=0.5 мкм- характерная "глубина" включения, приблизительно совпадающая с диффузионным путем никеля;

1=3.б-103 с- время отжига.

Подставив эти значения в (1), мы _получили, что Зн1е7-1011 (см-с)-"1.

Из работ, в которых изучались растворимость и диффузия никеля в монокристалле кремния, известно, что (В-С)=8М0г2-ехр(-208/кТ) (см-с)-1, где Ь- коэффициент объемной диффузии, С- растворимость N1 в 51, а энергия активации выражена й кДж. Это соответствует при 560 °С потоку никеля- ¿¡ц-4 ' 109 (см-с)-1, что, как следовало из (1), на два порядка меньше необходимого.

Наше предположение, что диффузия идет по моифазной границе (МФГ), подтвердили следующие оценки.

Пусть К- отношение числа атомов никеля, проходящих через сечение Б за время I, при диффузии по объему (М1) и по МФГ (Н2). Так как N=0 -Б ■/ БЧ , то

[о, ] / [с2 «/в^ ] (2)

Для оценки К было принято: Б^Б^Ь/б, где Ь=3 мкм- характерный размер включения, а С=1нм- ширина МФГ; С.,- растворимость N1 в 31 приблизительно равна 1017 см-3 (при 560 °С); значение С2- концентрации N1 в МФГ 'может изменяться от С1 до концентрации N1 в пленке (1022 см-3). Таким образом, С1/С2=10-5+1. Отношение Г^/и.,-•коэффициентов межфазной и объемной диффузии- зависит от температуры и меняется от 107 (при Т=0.4•Т(П) до 103 (при Т=0.7-Тт). Подставив эти значения в выражение (2), получили, что при 560 °0 К<10~2, то есть .диффузия по МФГ "обеспечивает" необходимый поток атомов никеля.

Оставалось неясным, с чем связана редко встречающаяся "островковая" морфология силицидов. Мы предположили, что это-

н

результат напряжений (о), возникающих при напылении пленки и при нагреве вследствие разных коэффициентов термического расширения пленки л подложки, и достигающих величины порядка 109 Па. Скорее всего нппряжения локализованы на поверхности раздела пленка/подложка и направлены вдоль нее. Так как всегда существуют микроскопические неоднородности на поверхности подложки, то они вероятнее всего становятся центрами флуктуационного зарождения кристалликов. В месте зарождения кристалликов напряжения релакси-руют и возшшающий градиент напряжений (vo) становится как бы "пусковым механизмом" диффузии: он приводит к потоку N1 в плоскости пленки к центрам кристаллизации с последующей диффузией в подложку вдоль МФГ включение/кремний.

Для качественной проверки этой гипотезы были сделаны следующие оценки.

Диффузионный поток никеля CJNi) пропорционален градиенту химического потенциала JNi=-L'vtJ, (L- кинетический коэффици-

ент ). При нашем предположении о роли напряжений гасл дывается из vU0- градиента потенциальной энергии, связанной с напряжениями и члена, зависящего от vC- градиента концентраций:

vH=vl/0+R -Т -vlnC-G-vo+ R't^<7°- (3)

где П- мольный объем.

Оценим сравнительный вклад напряжений и ко}щентрзций в градиент химического потенциала. Так как • 4v,' 11

если сделать естественное предположение, что г1 и г2- одного порядка, то сравнив П-ое2-104 (Дж/моль) и R-T^T-103 (Дж/моль), мы видим, что градиент напряжений в момент кристаллизации играет роль сопоставимую с ролью градиента концентраций.

Наше предположение о важности напряжений подтверждает также то, что отжиг образцов Nl80Nb20/3i при Т=580°С не приггадил_ к фор-

мированию островков, если ему предшествовал 2х-часовой отжиг при Т=500 °С. В то же время изображения и электронограшы от соответствующих пленарных объектов свидетельствовали о кристаллизации пленки. По-видимому, предварительный отжиг частично снимает напряжения, диффузионный поток никеля уменьшается и диффузионное взаимодействие не приводит к образованию включений. Не исключено, что отсутствие взаимодействия в процессе ступенчатого отжига пленарных объектов вплоть до Т>Тк связано также с барьерным действием естественного оксида 3102.

Кинетика диффузионного роста силицидов в системах тонкая металлическая пленка-кремний.

?Так как толщина силицидного слоя влияет на электрофизические свойства, и область, в которой происходит диффузия, не должна затрагивать зону р-п перехода, очень важно знать кинетический закон роста, то есть зависимость толщины силицида от времени отжига, и механизмы роста силицида.

Эта характеристика изучалась многими авторами и в большинстве работ при взаимодействии тонких металлических пленок с монокристаллом кремния наблюдали параболическую зависимость толщины растущего силицида от времени. Однако в некоторых исследованиях была обнаружена линейная зависимость.

Обычно выделяют три возможные контролирующие стадии процесса (зародышеобразоваше, перестройку решетки-реакцию, диффузию) и считают, что характерной особенностью диффузионного контроля является параболическая зависимость толщины растущего силицида-11 от . вромени-г Зависимости другого рода связывают либо с

недиффузионным контролем, либо с каким-либо внешним фактором, например, тормозящим воздействием слоя.естественного оксида кремния или сегрегацией кислорода на межфазных границах силицид-пленка или силицид-подложка.

Важно то, что во всех работах, посвященных кинетике роста, силидидный слой неявно предполагался латерально однородным (то есть подразумевался пленарный рост фазы). Это связано с тем, что в этих исследования чаще всего использовалась спектроскопия обратного резерфордовского рассеяния, реже- просвечивающая электронная микроскопия, поэтому связи между морфологией образовавшейся фазы и кинетикой ее роста не уделялось пристального внимания.

Поскольку для дальнейшего это важно, мы перечислим основные морфологические разновидности роста новой фазы (рис.1).

Морфологические разновидности силицидного роста

ЕЯ -силицид: — - - направление роста силицида

Рис.1

Наиболее часто наблюдался пленарный рост силицида (рис.1а). Более редкий случай- рост силицидов в виде островков. Можно выделить по крайней мере три разновидности этого роста: островок растет вглубь при постоянном основании (ширине) равном 2у»в (рис. 16); одновременно и вширь, и вглубь с где 1г-расстояние по нор-

мали от межфазной границы пленка-силицид до переднего фронта растущей фазы (толщина), а 2яг-основание (ширина) островка-частицы (рис.1в); только вширь после достижения некоторой толщины Ьв, которая дальше остается постоянной (рис.1 г).

Если обозначить через пв-плотность силицидных островков на единицу длины, то 21в=-среднее расстояние между центрами островков. Есл!» 1?в=1в, то островки примыкают друг к другу и 21в- ширина зерна, а если и<18, то островки разделены. Следовательно пленарный рост можно рассматривать как предельный, случай одной из разновидностей островкового роста.

рассмотрим участок межфазной границы пленка- монокристаллический кремний протяженностью Ь. На этом участке образуется зародыш силицида и растет в сторону кремния. Для простоты рассматривается двумерная задача. В процессе' роста число растущих частиц остается постоянным: все зародыши присутствуют в системе с самого начала; форма растущей частицы также остается неизменной. Кроме того, мы не учитываем взаимодействия частиц. Каждая забирает материал для роста из пленки, из своего резервуара-ячойки с линейным размером 21в= , соответствующим среднему расстоянию между в

центрами островков.

Рассматривается диффузионно-контролируемый рост: силицид растет за счет подвода атомов металла по межфазной границе силицид-кремний (в случае планарного роста-по границам зерен силицида). Для металлических пленок на кремнии этот процесс- низкотем-

пературный (140.5-Т ) и объемной диффузией можно пренебречь. Таким образом, скорость роста силицида определяется выражением:

где парциальный атомный объем диффундирующего металла в силициде;

С - молярная доля диффундирующего металла в силициде; Б- площадь силицида (двумерный рост) в момент времени I: Зь- линейная плотность потока атомов металла по межфазшшм границам (по границам зерен).

3=Ь-п8-з (5)

где з- площадь одного силицидного островка (при пленарном росте- . зерна).

При диффузии по макфазным границам силицид-крешшй

^Ь=2пз<'Ь (6)

ь

где Г^- парциальный атомный объем диффундирующего металла в твердом растворе на мекфазной границе;

Вь- коэффициент диффузии по меифазной границе (границе зерна);

Сь- ширина границы;

Ся и молярные доли диффундирующего металла на межфазной грашще пленка- силицид и на расстоянии 11 по нормали от нее, на переднем фронте растущей фазы (рис.2) (С^, учитывая малую растворимость металлов в кремнии, можно как правило,- принять равной нулю);

Гь- диффузионный путь вдоль межфазной границы (границы зерна).

Концентрационный профиль диффундирующего металла (с(у) при х=0) С

пленка |силицид | кремний

0^.

I

у=-Ь У=и Рис.2

У=К~

•У ■

Так как атомы металла, образующего силицид, поступают из пленки, то в ней возникает поток:

1-1.

1 С, - с

1 =т,«п -п 1 ^Г "г и1 Гг

(7)

где линейная плотность потока атомов металла, подводимого из пленки;

парциальный атомный объем диффундирующего металла в

пленке;

коэффициент диффузии металла в планке; гг~ диффузионный путь в пленке.

. Мы принимаем, что градиент концентрации диффундирующего металла в пленке возникает на расстоянии, равном толщине растущего силицида (М, и что его молярная доля в пленке (С£) не зависит от в{юмони. В дальнейшем мы также считаем парциальный атомный объем диффундирующего металла постоянным.

При написании уравнений (б) и (7) сделаны два предположения: во-первых, они написаны в приближении Фика; во-Еторых, мы заменили дС./дг на ДС/Дг=Си/гь.

Мы принимаем, что в рассматриваемой, неравновесной системе, в соответствии с принципом Пригожина устанавливается стационарное состояние, соответствующее минимальной (при данных условиях) ско-

рости возникновения энтропии. Условие стационарности в нашем случае имеет вид:

(8)'

Из (6), (7) и (8) следует, что на границе устанавливается концентрация Си, определяемая величиной меньшего из двух потоков. О учетом (ую, гг=Ь и Оь=Пг:

V, / Ъ.

0=0.---±--(9)

("в^Ъ^Ь^ V С1 / 11

Если процесс роста контролирует диффузия в пленке, то есть

Ь « (па-йь-0ь)/гь. то

Бг гк

0=0,--±---н- « 0Г (10)

" ' «в-вь-Пь 11 *

Если хв наоборот контролирует межфазная (или по границам силицид-кремний) диффузия, то >1 » (пв-5ь-1)ь)/г1),-'и С№— > О. Во всех случаях

С№= а-0г (11)

где 0 ^ а $ 1. стремится к нулю, если медленная стадия- диффузия в пленке, и к если медленной стадией является отвод вещества от межфазной границы пленка-силицид путем межфазной (по границе силицид-кремний) или мекзерешой (по границам зерен силицида) диффузии. Таким образом, величина а зависит от нескольких факторов, но главным является соотношение и

Когда скорость диффузионного роста контролируется диффузией в пленке, в соответствии с (4), (5), (б) и (10), после сокращений

и с учетом, что 21 =4— , получим: в

(1 з 10,.

= 41----(12)

в Ь П I

й г в II Св

Если скорость роста контролируется межфазной (или межзерен-

ной) диффузией, то в соответствии с (4), (5), (6) и после

сокращеи!й

й а 2 С,

Ь В

•еЪ-СЬ (13)

Все результаты сведены в таблицу.

Таблица

Кинетические законы роста силицида при взаимодействии тонкой металлической пленки с кремнием

Контролирующий процесс - Морфология силицида Уравнение роста Кинетический коэффициент

Диффузия в пленке, а. 1г2= ^ -г к= 2 • — 1 °в '

б. ь2= ^ -г с, V —5- • — -В^ 3 Б

в. и3= К3-г 121 0, 3 Р2 Св '

г. « = к4-г 21в Cf 4 ь! 1 Б В

Диффузия по межфазной границе СИЛШДИД- крпмшШ а. ц = к5-г № « 1в) 1 С- кц=-5---L 5 212 С Ь Ь Б В

ьг= Кб-г № » 1в) 1 С! о т ^ р Ь Ь °Г>

б. 1г = а^л (й « wв) 1 СГ I2 ' с ^»ь в в

ь2= Кд-г № > даБ) ^ "в Св Ь "

в. «3= Кд-Х Ко=-5----б, "9 р.7 с^ Ъ Ъ

г. » = к1бг ' 1 сг 10 ^ с Ь Ь Б Б

Из таблицы видно, что в рамках предложенной модели лилейные размеры Ли и частиц увеличиваются по закону 1;", где п пригашает значения 1/3, 1/2 и 1.

Величина п определяется тремя факторами: морфологией растущих частиц, контролирующим скорость роста диффузионным процессом и соотношением ширины и толщины частицы.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Установлено, что температура кристаллизации (Тк) аморфюй плешей 111-МЬ зависит от состава сплава и для Ш50ИЪ50 Ткаб75 °0, а ДЛЯ К180!чЪ20- Ткг525 °С.

2. Исследовано взаимодействие с подложкой аморфных пленок составов Л150ИЬ^0 и Ш80НЪ20, толщиной ТО ш н 100 нм соответственно, напыленных на поверхность кремния ориентировки (100). Обнаружено, что нагрев выше температуры кристаллизации пленки приводит к реакции пленки с подложкой, проходящей по диффузионному механизму.

3. Определено, что при ступенчатом нагреве кристаллизация пленок и Н180№)20 приводит к формированию нескольких фаз: ГЛ^НЬ^, и Ш^И), N1 соответственно. Взаимодействия с кремнием и образования силицидов не наблюдается; закристаллизовавшиеся пленки имеют мелкодисперсную структуру.

4. Обнаружено, что отжиг (неступенчатый) при Т>Тк приводит к взаимодействию пленки с подложкой и сопровождается Фазовым расслоением, которое проявляется в формировании крупных включений в пленке и подложке.

5. Определено, что в случае пленок Ша0НЬ20/31 включения и пленку представ."тот собой, в основном, МБИорторомб.), а включения в кремний- Н1312(куб.) (иногда встречается силицид ).

Пленка, расположенная между включениями, в основном состоит из зерен тройной Фазы Nb^NlgSl. Для пленок Ni50m>50/Sl- включения в основном NlSi2(Kyö.)t пленка же состоит главным образом из зерен NbSi2.

6. Показано, что включения в кремний возникают в результате диффузии Hi, которая идет по межфазной границе силицид/кремний.

Т. Показано, что заметную роль в процессе взаимодействия играет уровень напряжений в пленке, зависящий от режима нагрэва при отжигах.

8. Предложена модель, описывающая кинетику диффузионного роста силицидов при взаимодействии тонких металлических пленок с кремнием в процессе отжига при постоянной температуре.

9. На основе этой моде-л получены выражения для расчета кинетических коэффициентов в зависимости от морфологии частиц и

I

• стадии, контролирующей процесс роста силицида.

Основные результаты диссертации были изложены в следующих' публикациях:

1. Барг А.И., Бокштейн Б.О., Петелин A.JI. Диффузионная проницаемость тонких поликристаллических пленок. // Поверхность. Физика, химия, механика.-1990.-*10.-С.5-15.

2. Rozhanski N.. Barg A. The reaction of amorphous Ni-Nb films with Si in the presence ol a native S102 layer. // Electron Microscopy 1990. Proceedings of the XII International Congress for Electron Microscopy.-V.4: Materials Sciences./

, Eds: L.D.Feachey, D.B.Williams.-P.664-665.

3. Рожанский И.В., Барг А.И., Лифшиц В.О. Фазовое расслоение и силицидообразование в плонках аморфных сплавов Nl-Nb и Pd-W на кремнии. // Тезисы докладов XIV Всесоюзной конференции по " электронной микроскопии. Суздаль.'-1990.-С. 101-102.

4. Рожанский H.B., Барг A.M., Акимов А.Г. Взаимодействие тонких пленок аморфного сплава никель-ниобий с кремнием: фазообразо-вание и морфологические изменения. // Поверхность. Сизика, хшия, механика.-1991 .-JS1 .-С.73-80.

5. Азаров А.А., Барг А.И., Рожанский Н.В., Акимов А.Г. Взаимодействие тонких пленок аморфного сплава никель-ниобий с кремнием: диффузионный механизм фазообразования. // Поверхность. Физика, химия, механика.-1991 .-й4.-С.121-126.

6. flozhanaki M.V., Barg A.I., Akljnov A.G. The Interaction of thin Illms of N1 and Ul-Nb alloys with SI. An action of .the native S102 layer. // Physica Status Solldl (a).-1991.-V.123. -11.2.-P. 473-482.

7. Барг А.И., Бокштейн Б.О., Клингер Л.И. Кинетика диффузионного роста силицидов в системах "кремний-тонкая металлическая пленка". // Микроматериаловедение. Материалы сешшара.-Москва, 1991.-С.112-126.

-Jg^i-